JPH01104906A - 鋳鉄製内燃機関用シリンダヘツドおよびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 この発明は自動車用ディーゼルエンジン等の内燃機関に
使用される鋳鉄製シリンダヘッドおよびその製造方法に
関し、特にバルブシート部を改良したシリンダヘッドお
よびその製造方法に関するものである。

従来の技術 周知のように内燃機関のシリンダヘッドのバルブシート
部には優れた耐摩耗性と耐熱性が要求される。そこで鋳
鉄製シリンダヘッドについても、従来から耐摩耗性の優
れたＣｒ−Ｍｏ系等の焼結合金をバルブシート部にイン
サートすることが行なわれている。しかしながらインサ
ートした場合、そのインサート部材とシリンダヘッド母
材との接触面が熱障壁となって熱伝導が悪くなり、その
ため特に熱負荷の高い場合にはバルブシート面からの放
熱・冷却に問題がある。またこのようなインサートによ
る方法では、予めインサート部材を別途製造・加工して
おかなければならないため、工程が複雑となる問題もあ
る。

そこで既に鋳鉄製シリンダヘッドのバルブシート部にレ
ーザ等の高密度エネルギ源を用いてｃｒを合金化し、イ
ンサートを用いることなくバルブシート部の高温耐摩耗
性を向上させる方法が「工業材料」第３２巻第３号Ｐ３
１〜３９の「レーザによる表面処理」の記事（特にＰ３
５〜３６）において報告されている。

発明が解決すべき問題点 前述の報告におけるバルブシート部に対するレーザによ
るＯｒの合金化層は、合金化したままであって硬さがＨ
ｖ　７００〜８００と著しく硬いものであり、また１０
％を越える高濃度のＣｒを合金化してＣｒ炭化物主体の
組織としたものであることが記載内容から推察される。

このようなバルブシートでは硬さが高過ぎるため加工が
著しく困難であり、またバルブシート自体の耐摩耗性は
良好であっても、相手バルブのバルブフェース面を著し
く摩耗させる問題があり、したがってシリンダヘッドの
バルブシートとしては実用的ではなかった。

そこで本発明者等は、前述の報告に示されているような
レーザ等の高密度エネルギを用いた合金化による鋳鉄製
シリンダヘッドのバルブシート部の耐摩耗性向上策の改
良を図り、バルブシート部の耐摩耗性に優れると同時に
相手バルブフェース面の摩耗も防止され、しかも耐熱性
にも優れるとともに加工性に優れかつバルブシート部の
欠けも防止されるようにした鋳鉄製シリンダヘッドおよ
びその製造方法を特願昭６１−１７１８３＠において提
案している。

上記提案の鋳鉄製シリンダヘッドは、本体が鋳鉄からな
り、かつバルブシート部に相当する部位の表面に、Ｆｅ
よりも炭化物形成傾向が高い金属元素、例えばＯｒ、Ｍ
Ｏ等の１種または２種以上が合計で０．１〜１０重量％
含有された合金化鋳鉄層が０，２ｍ以上の深さにわたっ
て形成されており、しかもその合金化鋳鉄層は、基地を
パーライトもしくはパーライト主体とするとともに２〜
１５％の残留セメンタイトが存在しかつ塊状黒鉛が晶出
した組織からなる硬さＨｖ　２５０〜４００の層とされ
ていることを特徴とするものである。

また上記提案の鋳鉄製シリンダヘッド製造方法は、鋳鉄
を原料としてシリンダヘッド本体を鋳造した後、そのシ
リンダヘッド本体のバルブシート部に相当する部位の表
面に、Ｆｅよりも炭化物形成傾向が高い金属元素、例え
ばＣｒ、ｌ’ｖｌｏ等の１種または２種以上もしくはそ
れらの合金またはそれらの１種または２種以上と鉄との
合金を配置し、その上からレーザ、ＴＩＧアーク等の高
密度エネルギを照射して急速溶融−急速再凝固させるこ
とにより、前記金属元素の１種または２種以上の合計濃
度が０．１〜１０重量％となるように前記金属元素が鋳
鉄に合金化されかつチル化された合金層を形成し、次い
でそのチル化合金層をＡ１変態点以上固相線温度未満の
温度域に加熱した後冷却する熱処理を施して、基地をパ
ーライトもしくはパーライト主体とするとともに２〜１
５％の残留セメンタイトが存在しかつ塊状黒鉛が晶出し
た組織からなる硬さＨｖ　２５０〜４００の合金化鋳鉄
層を０．２ｓｒ＋以上の深さにわたって形成することを
特徴とするものである。

以上のような提案による鋳鉄製シリンダヘッドにおいで
は、バルブシート部を前述のような組織の合金化鋳鉄層
とすることによって、耐摩耗性が優れると同時に相手材
としてのバルブフェース面に対する攻撃性も小さくでき
、しかも加工性も良好となり、さらに靭性面でも有利と
なる。すなわち基地組織のパーライト自体がフェライト
基地の場合よりも耐摩耗性の点で有利であり、かつその
基地組織中に残留セメンタイトが存在していることによ
ってざらに耐摩耗性が向上しているのである。そしてま
たバルブシート部の合金化鋳鉄層は、（：ｒ、Ｍｏ等の
炭化物形成傾向が高い金属元素が含有されることによっ
て組織中の残留セメンタイトおよびパーライトを構成し
ているセメンタイトが強化・安定化され、これらを添加
していない場合と比較して耐摩耗性および耐熱性が著し
く改善されるのである。

しかしながら本発明者等がさらに実験・検討を重ねたと
ころ、上記提案の鋳鉄製シリンダヘッドは前述のような
優れた特性は有するものの、新たに別の問題が生じてい
ることが判明した。すなわち上記提案のシリンダヘッド
においては、炭化物形成元素を合金化しているためバル
ブシート部の合金化処理時のチル化が著しく、そのため
凝固収縮によりビード割れが発生し易く、したがって不
良率が高くなって歩留りが低下する問題がある。

また合金化処理を施した状態での合金層中のセメンタイ
トの担が多くしかもそのセメンタイトが強化されている
ため、合金化処理後の熱処理時にセメンタイトを分解さ
せて所要の残留セメンタイト量とするために相当な時間
を要し、そのため熱処理時間が長くなって生産性が低下
する問題がある。

ざらに前記提案の鋳鉄製シリンダヘッドでは、バルブシ
ート部の高温耐酸化性、高温耐食性の点で未だ充分では
なく、より一層の向上が望まれている。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、前
記提案をさらに改良して、バルブシート部の耐摩耗性お
よび相手攻撃性の点では前記提案の鋳鉄製シリンダブロ
ックと同等またはそれに近い性能を有し、しかもバルブ
シート部の合金化鋳鉄層の割れを防止するとともに熱処
理時間を短縮し、ざらに高温耐酸化性、高温耐食性を向
上させた鋳鉄製シリンダヘッドおよびその製造方法を提
供することを目的とするものである。

問題点を解決するための手段 第１発明の鋳鉄製シリンダヘッドは、本体が鋳鉄からな
り、かつバルブシート部に相当する部位の表面に、Ｆｅ
よりも炭化物形成傾向が高い金属元素の１種または２種
以上が合計で０．１〜１０重潰％含有されかつＮｉ５Ｃ
ｏの一方または双方が合計で０．１〜１５重量％含有さ
れた合金化鋳鉄層が０．２ｍ以上の深さにわたって形成
されており、しかもその合金化鋳鉄層は、基地をオース
テナイトおよび／またはパーライトとするとともに２〜
１５％の残留セメンタイトが存在しかつ塊状黒鉛が晶出
した組織からなる硬さＨｖ　２５０〜４００の層とされ
ていることを特徴とするものである。

また第２発明の鋳鉄製シリンダヘッド製造方法は、鋳鉄
を原料としてシリンダヘッド本体を鋳造した後、そのシ
リンダヘッド本体のバルブシート部に相当する部位の表
面に、Ｆｅよりも炭化物形成傾向が高い金属元素の１種
または２種以上とＮｉ、Ｇｏの一方または双方もしくは
それらの合金を配置し、その上から高密度エネルギを照
射して急速溶融−急速再凝固させることにより、Ｆｅよ
り炭化物形成傾向が高い前記金属元素の１種または２種
以上の合計濃度が０．１〜１０重量％、Ｎ−ｉ。

Ｇｏの一方または双方の合計濃度が０．１〜１５重量％
となるように合金化されかつチル化された合金層を形成
し、次いでそのチル化合金層をＡ１変態点以、ヒ固相線
温度未満の温度域に加熱した後冷却する熱処理を施して
、基地をオーステナイトおよび／またはパーライトとす
るとともに２〜１５％の残留セメンタイトが存在しかつ
塊状黒鉛が晶出した組織からなる硬さＨｖ　２５０〜４
００の合金化鋳鉄層を０．２ｍ以上の深さにわたって形
成することを特徴とするものである。

作　　　用 シリンダヘッドの本体となる鋳鉄としては、鋳造性、加
工性およびコストの面から、ＪＩＳ　Ｆｅ１２゜ＦＣ２
５などの普通鋳鉄が好ましく、またその成分組成は特に
限定しないが、通常は主要成分であるＣは２，０〜４．
０重量％程度、３ｉは３．０重量％程度以下とされる。

またこれらに脱酸のために微量のＣｅ、ＭにＪ等を添加
した鋳鉄を用いることもできる。

この発明では、上述のような普通鋳鉄等からなる鋳鉄製
シリンダヘッドのうち、特に耐摩耗性が要求される部位
、すなわちインテークバルブやエキゾーストバルブに対
するバルブシート部に相当する部位に、後述するような
合金化鋳鉄層が０．２Ｍ以上の深さにわたって形成され
る。

この合金化鋳鉄層は、成分的には本体の鋳鉄成分のほか
、特に炭化物形成傾向がＦｅよりも高い金属元素、すな
わちＯｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒある
いはＭｎ等の金属元素の１種または２種以上を合計で０
．１〜１０重指％の範囲内で含有し、かつＮ１または／
およびＧｏを合計で０．１〜１５重母％の範囲内で含有
するものである。

またその合金化鋳鉄層の組織は、基地としてのオーステ
ナイトおよび／またはパーライトと、２〜１５％の残留
セメンタイトと、塊状の晶出黒鉛とからなるものとされ
、その硬さがＨｖ　２５０〜４００の範囲内とされてい
る。

前述のようにＯｒ、ＭＯ等の炭化物形成傾向が高い金属
元素が含有されることによって、バルブシート部の合金
化鋳鉄層は、その組織中の残留セメンタイトおよびパー
ライトを構成しているセメンタイトが強化・安定化され
、これらを添加しない場合と比較して耐摩耗性および耐
熱性が著しく改善される。すなわち、バルブシート部は
、インテークバルブに対する部分で１５０〜２５０℃、
エキゾーストバルブに対する部分で２５０〜４００°Ｃ
となるが、このような温度でも組織、硬さが著しく変化
せず、そのバルブシート部の耐摩耗性が低下しないので
ある。ここで、合金化鋳鉄層におけるＯｒ、ＭＯ等の炭
化物形成元素の含有量が０．１重量％未満ではセメンタ
イトを強化して耐摩耗性、耐熱性を向上させる効果が充
分に得られず、一方１０重母％を越えれば最終的に前述
のような硬さ、組織に調整することが困難となるから、
炭化物形成元素の含有量は０．１〜１０重」％の範囲内
とした。

なおこの範囲内でも特に０．５〜３．０重量％の範囲内
が好ましい。

ざらにバルブシート部の合金化鋳鉄層は、Ｑｒ。

ＭＯ等の炭化物形成元素と併せてＮｉまたは／およびＣ
Ｏが合金化されており、このようにＮｉまたは／および
ＣＯを含有させることによって、合金化処理時における
チル化が過剰となることが防止され、そのため合金化処
理時のその合金層の凝固収縮が小さくなって合金層に割
れ（ビード割れ）が発生することが有効に防止される。

また炭化物形成元素と併せてＮｔまたは／およびＧＯを
合金化することにより、熱処理前の合金層中のセメンタ
イトが過剰に強化されることが防止されるとともに、熱
処理前の状態での合金層中のセメンタイト量も炭化物形
成元素のみを合金化させた場合よりも少なくなり、その
ため最終的な熱処理により過剰なセメンタイトを分解さ
せて残留セメンタイト量を２〜１５％に調整するにあた
って、熱処理時間が短くて済むことになる。ざらにＮｉ
、Ｃｏはいずれも高温耐酸化性、高温耐食性の向上に有
効な元素であり、したがってＮｉまたは／およびＣＯの
合金化によってその合金化鋳鉄層からなるバルブシート
部は高温耐酸化性、高温耐食性が著しく向上する。

なおここで合金化鋳鉄層におけるＮｉは、その量が多い
ほど高温耐酸化性、高温耐食性は著しく良好となるが、
Ｎｉｆｆ１の増大に伴なって基地組織を軟化させ、耐摩
耗性を低下させる傾向を示し、特にＮｉが１５重量％を
越えればバルブシート部として充分な耐摩耗性が得られ
なくなる。したがって合金化鋳鉄層のＮｉは１５５重量
％以下とする必要がある。

一方、ＣＯはＮｉの場合と異なり、それ自体では基地組
織を軟化させず、したがって耐摩耗性を低下させること
なく高温耐酸化性、高温耐食性を向上させるに有利であ
るが、合金化鋳鉄層中のＣｏｆｆ１が１５重ω％を越え
れば残留セメンタイトが残りにくくなって耐摩耗性を急
激に低下きせる。

したがって合金化鋳鉄層中のＣＯも１５重量％以下とす
る必要がある。

またＮｉ５Ｃｏは、いずれか一方を単独で添加しても、
両者を同時に複合添加しても、前述の効果を得ることが
できるが、いずれか一方の単独添加の場合も両者の複合
添加の場合もその量が０．１重量％未満では前述の効果
が充分に得られない。

また複合添加の場合の合計器が１５重間％を越えれば前
述の理由により軟化して充分な耐摩耗性が得られなくな
るから、複合添加の合計量も１５重量％以下とする必要
がある。したがってこの発明ではＮｉ、Ｃｏの一方また
は双方を合計で０．１〜１５重量％の範囲内と規定した
。なおＮｉ、Ｇｏの一方または双方の量は、合計で１〜
１２重１％の範囲内が最も好ましい。

ざらに合金化鋳鉄層の金属組織に関しては、炭化物形成
元素の合金化と併せて、特に前述のような組織とするこ
とによって、耐摩耗性が優れると同時に相手材としての
バルブフェース面に対する攻撃性（相手摩耗性）も小ざ
くでき、しかも加工性も良好となり、さらに靭性面でも
有利となって欠けが生じにくくなる。

すなわち、先ず基地組織のオーステナイトもしくはパー
ライト自体がフェライト基地の場合よりも耐摩耗性の点
で有利であり、その基地組織中に残留セメンタイトが存
在していることによってさらに耐摩耗性が向上している
のである。ここで残留セメンタイトが２％未満では充分
な耐摩耗性が確保できない。一方残留セメンタイト量が
増大すれば耐摩耗性のみの点からは有利でおるが、相手
バルブフェース面の摩耗が大きくなり、また加工性も低
下する。本発明者等の実験によればバルブシート面の耐
摩耗性を確保しつつ相手バルブフェース面の摩耗を小さ
くしかつ良好な加工性を得るためには、残留セメンタイ
ト量が１５％以下であることが必要で必ることが判明し
ており、したがって残留セメンタイト量は２〜１５％の
範囲内とした。

一方組織中に晶出する黒鉛は、その形状が塊状であるこ
とによって、普通鋳鉄の如き片状黒鉛の場合と比較して
靭性面で有利となり、バルブシート面の欠けを防止する
ことができる。なおここで合金化鋳鉄層の基地組織は、
オーステナイトのみであっても、またパーライトのみで
あっても良いが、通常はオーステナイトとパーライトと
の混相組織となることが多い。

さらに合金化鋳鉄層の硬さに関しては、Ｈｖ　２５０未
満ではバルブフェース面の耐摩耗性を確保できず、一方
Ｈｖ　４００を越えれば相手バルブシートの摩耗が過大
となり、また加工性も低下するから、Ｈｖ２５０〜４０
０の範囲内とする必要がある。

上述のような成分、組織、硬さを有する合金化鋳鉄層の
深さが０．２ａでは充分な耐摩耗性、耐熱性が確保でき
ず、したがってその深さは０．２ｍ以上とすることが必
要である。

以上のように、所定量のＣｒ、ＭＯ等の炭化物形成元素
とＮ１または／、１５よびＧｏを合金化した、所定の組
織、所定の硬さ、所定の深さを有する合金化鋳鉄層をバ
ルブシート面に形成しておくことによって、バルブシー
ト面自体の耐摩耗性の確保と相手バルブフェース面の摩
耗防止、加工性確保、欠けの防止、および耐熱性の確保
を図ることができるのみならず、特にＮｉまたは／およ
びｃｏをも含有させておくことにより、合金化処理時に
おける合金層の割れの発生の防止および熱処理時間の短
縮、ざらにはバルブシート部の高温耐酸化性、高温耐食
性の著しい向上を図ることができたのである。

次に前述のようにバルブシート面に合金化鋳鉄　−層を
有するシリンダヘッドの製造方法、すなわち第２発明に
ついて説明する。

先ずシリンダヘッド本体の製造法としては、前述のよう
な普通鋳鉄等の鋳鉄材料を原材料として、砂型鋳造、金
型鋳造、あるいは各種圧力鋳造法等の通常の鋳造法によ
り鋳造すれば良い。

得られたシリンダヘッド本体に対しては、先ず高密度エ
ネルギ源を用いて、Ｃｒ１Ｍ０１Ｗ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、
Ｔｉ、ＺｒあるいはＭｎ等の炭化物形成元素とＮｉまた
は／およびＣＯの合金化処理を行なう。すなわち、シリ
ンダヘッド本体における特に耐摩耗性、耐熱性が要求さ
れるバルブフェースの表面に、前述のようなＯｒ、ＭＯ
等の炭化物形成元素の１種または２種以上とＮ１または
／およびＣＯｌあるいはそれらの合金（以下これらを合
金化材料と総称する）を配置し、その上からレーザ、電
子ビーム、プラズマアーク、ＴＩＧアーク等の高密度エ
ネルギを照射することにより、表面に配置された合金化
材料とその下側の鋳鉄母材表面層とを瞬時に急速溶融さ
せて鋳鉄に対しＣｒ、Ｍｏ等の炭化物形成元素とＮ１ま
たは／およびＣｏを合金化し、続いてそのエネルギ照射
位置の移動もしくは照射停止によりその溶融した合金層
を瞬時に急速凝固させる。ここで、高密度エネルギの照
射により溶融した部分はシリンダヘッド全体の質量に比
べれば格段に小ざい質量であるから、高密度エネルギ照
射位置の移動もしくは照射停止によってシリンダヘッド
母材側への熱移動により溶融した合金層は瞬時に凝固し
、チル化された合金層となる。但しそのチル化の程度は
、Ｎ１やＣＯを合金化しない場合と比較すれば少なくな
るから、凝固収縮も少なくなってビード割れの発生が防
止される。

なお、合金化材料をシリンダヘッド本体のバルブフェー
ス面に配置するための具体的手法としては、例えばそれ
らの粉末、圧粉体、薄板等を載置または溶射したりある
いはスラリーとして塗布したり、ざらには必要部位に溝
を加工してその中に充填したりすれば良い。

なおまた、合金化材料の配合形態としては、Ｃｒ１Ｍ０
等の炭化物形成元素のうちの一種の単体金属や、それら
のうちの２種以上の単体金属、あるいはそれらのうちの
２種以上からなる合金、あるいはそれらのうちの１種ま
たは２種以上と鉄との合金と、ＮｉあるいはＣＯの単体
金属もしくはそれらと鉄との合金とを、混合粉などの混
合状態や積層状態で用いたり、あるいは炭化物形成元素
の１種または２種以上とＮ１または／およびＣＯとの合
金からなる粉末などを用いたり、さらには炭化物形成元
素の１種または２種以上とＮｉまたは／およびＣＯと鉄
との合金からなる粉末などを用いたりすれば良い。

上述のような高密度加熱エネルギを用いた合金化処理の
ままでは、合金層はいわゆるチル鋳鉄組織が形成されて
おり、これは硬さＨｖ　５５０以上で、セメンタイト士
トルースタイト＋マルテンサイト組織を呈している。こ
のようなチル鋳鉄組織では、硬さが高過ぎるため相手バ
ルブフェース面を著しく摩耗させ、また脆いため欠けが
生じやすく、ざらには加工自体も困難であるから、その
ままでシリンダヘッドのバルブシート面に使用するには
支障がある。そこで合金化処理の後に、チル鋳鉄組織の
合金層を、前述の硬さ、組織に調整するための熱処理を
行なう。

この熱処理は、Ａ１変態点以上、同相線温度未満の温度
域で加熱保持することによって、基地組Ｒ（トルースタ
イト、マル乎ンサイト）のオーステナイト化とセメンタ
イトの一部分解・凝集および黒鉛化が進行し、残留セメ
ンタイト量が２〜１５％に調整されるとともに塊状黒鉛
の晶出が行なわれる。そして加熱保持後の冷却過程では
、Ｎｉまたは／およびＣｏの量が比較的多い場合は基地
組織としてオーステナイトが残留し、Ｎｉまたは／およ
びＧｏの母が比較的少ない場合はパーライト変態が生じ
て基地組織の一部または全部がパーライトとなる。した
がって前述のような組織が得られることになる。

この熱処理における加熱保持時間は特に限定しないが、
既に述べたようにこの発明の場合Ｎｉまたは／およびＣ
Ｏの合金化によって合金化処理によるセメンタイトの過
剰な強化が防止されるとともに合金化処理直後のセメン
タイト量がＮｉまたは／およびＣＯを合金化しない場合
（炭化物形成元素のみの合金化の場合）と比較して少借
となるため、比較的短時間でセメンタイトの一部分解を
行なって残留セメンタイト量を２〜１５％に調整するこ
とができ、したがって加熱保持時間は３０秒〜１０分程
度で足りる。もちろん具体的に最適な熱処理温度、時間
は合金化したＮｉ、Ｑｏのｍ、炭化物形成元素の種類、
量などによっても異なり、Ｎｉ、Ｃｏｆｉが少なかった
り、炭化物形成元素の添加母が多かったり、添加した合
金元素の炭化物形成傾向が特に強かったり（例えば’ｌ
’−ｉ、Ｚｒ。

Ｎｂなど）の場合には、比較的高温で長時間加熱するこ
とが望ましい。但し前述のようにＮｉまたは／およびＣ
Ｏを合金化しない場合と比較すれば短時間の加熱で足り
ることは勿論である。また冷却条件も合金化したＮｉま
たは／およびＣＯの量や炭化物形成元素の量や種類など
によって異なるが、通常は空冷とすれば良い。

なお以上の加熱処理においては、チル化合金層の部分の
みを加熱する局部加熱、例えば高周波誘導加熱や火炎加
熱（バーナ加熱）等を用いることが熱効率等の点から望
ましいが、場合によってはシリンダヘッド全体を加熱す
る炉中加熱を用いても良い。

以上のように、高密度エネルギを用いた合金化処理によ
り表面層にＣｒ、ＭＯ等の炭化物形成元素およびＮｉも
しくはＣＯと鋳鉄とのチル化合金層を形成した後、熱処
理を施すことによって、前述のような組織、硬さを有丈
る合金化鋳鉄層をバルブシート面に形成することができ
る。

なお前述の熱処理後は、適宜研削加工、研磨加工等の機
械加工を行なって最終的にシリンダヘッド製品に仕上げ
れば良い。

実施例 ［実施例１］ ＪＩＳ　Ｆｅ１２からなる鋳鉄基材の表面に合金化材料
として第１表のＡ、Ｂ、Ｃで示す３種の配合比のＣｒ−
Ｎｉ混合粉（１５０〜３５０メツシユ）をそれぞれ第１
表中に示す厚さとなるように溶射し、次いでＴＩＧアー
クにより合金化・チル処理を行なった。この処理条件は
、平均電流１００Ａ、送り速度３ｍ／ｓｅｃとし、流速
１２１１／ｍｉｎのアルゴンガスをシールドガスとして
用いた。この合金化・チル処理によって第１表中に示す
ようなＣｒ１度、Ｎｉ濃度の合金化チル層が形成された
。次いでそれぞれ炉中加熱によりｔｏ００’ｃｘ　３分
間加熱した後、空冷する熱処理を施した。

第１表 以上の処理によって形成された各合金化鋳鉄層について
、相手材としてバルブ材のＳ聞３を用いて大越式摩耗試
験を行なった。試験条件は、すべり距離１００ｍ、すべ
り速度０．３１　ｍ／５ｅｃＳ最終荷重を６．３に９と
した。その摩耗試験結果を比較材についての試験結果と
併せて第１図に示す。なお比較材としては、ＪＩＳ　Ｆ
ｅ１２からなる鋳鉄基材にＣｒのみを合金化させたもの
を用いた。この比較材のＴＩＧアークによる合金化・チ
ル処理条件および熱処理条件は前記と同じであり、また
その場合の合金化鋳鉄層のｃｒ濃度は１．５重量％であ
る。

また上記の摩耗試験に供したものと同じ試験片について
、大気中で５００°Ｑｘ　１００時間の酸化試験を行な
い、試験前後の酸化増量を調べた結果を第２図に示す。

第１図、第２図に示すように、Ｃｒ−Ｎｉを合金化した
合金化鋳鉄層のＮｉ１１度が比較的少ない場合（本発明
材Ａ）には、ｃｒのみを合金化させた比較材と比べて摩
耗…および酸化増量にさほどの変化はみられないが、Ｎ
ｉｆｆ１の多いものでは摩耗量は若干大ぎくなるが酸化
増量は著しく少なくなる。すなわらＮｉ合金化により高
温耐酸化性が著しく向上することがわかる。

［実施例２］ ＪＩＳ　Ｆｅ１２からなる鋳鉄基材の表面に合金化材料
として第２表のり、Ｅ、Ｆで示す３種の配合比の０ｒ−
Ｇｏ混合粉（１５０〜３００メツシユ）をそれぞれ第２
表中に示す厚さとなるように溶射し、次いでＴＩＧアー
クにより合金化・チル処理を行なった。その処理条件は
実施例１の場合と同じとした。このような合金化・チル
処理によって第２表中に示すようなＣｒｍ度、ＣＯ濃度
の合金化チル層が形成された。次いでそれぞれ炉中加熱
により１０００’Ｃ：Ｘ　３分間加熱した後、空冷する
熱処理を施した。

第２表 以上の処理によって形成された各合金化鋳鉄層について
、摩耗試験を実施例１の場合と同様な条件で行なった結
果を第３図に、また酸化試験を実施例１の場合と同じ条
件で行なった結果を第４図に示す。なお第３図、第４図
において比較材は実施例１について示した場合と同様に
Ｃｒのみを製置１．５重量％で合金化させたものである
。

第３図、第４図に示すように、０ｒ−Ｃｏを合金化した
合金化鋳鉄層（本発明材り、Ｅ、Ｆ）では、摩耗徂はＯ
ｒのみを合金化した場合（比較材）とほとんど変らない
が、Ｃ０ｔｉが増すに従って酸化増量が著しく少なくな
っていること、すなわち高温耐酸化性が著しく向上して
いることが判る。

なおＣｒ−Ｎｉを合金化した実施例１の場合（第１図、
第２図）はＮｉ量が多くなれば耐摩耗性が若干低下して
いるが、０ｒ−Ｇｏを合金化した実施例２ではＣＯｌが
多くなっても耐摩耗性の低下は少ない。したがって優れ
た耐摩耗性を確保しつつ高温耐酸化性を向上させるため
には、ＮｉよりもむしろＣＯの合金化が有利であること
が判る。

［実施例３］ ２４００ＣＣデイ一ゼル機関用４気筒シリンダヘッドを
製造するにあたって、先ずＪＩＳ　ＦＣ２５鋳鉄にてシ
リンダヘッド粗形材を通常の方法により鋳造した。

次いで第５図に示すようにシリンダヘッド粗形材１のイ
ンテークおよびエキゾーストのバルブシート部２を下加
工し、その部分に、１５０〜３５０メツシユの０ｒ−６
０％Ｎｉ混合粉末をポリビニルアルコールをバインダと
して混練したものを厚さ１１ｒＩＩｒ＆となるように塗
布し、乾燥後、ＴＩＧアークにより合金化・チル処理を
行なった。この処理の条件は、平均電流７５Ａ１送り速
度３Ｍ／Ｓｅｃとし、流速１２ｊｇ／ｍｉｎのアルゴン
ガスをシールドガスとして用いた。この処理によって、
バルブシート部に深さ２．１＃、Ｃｒ濃度５．８重厘％
、Ｎｉ１度１１重量％の合金化・チル層が形成された。

次いで各バルブシート部に、高周波誘導加熱装置を用い
て１ｏｏｏ℃Ｘ１分間加熱した後空冷する熱処理を施し
た。

以上の処理によってバルブシート部に、Ｃｒ５６８重ω
％、Ｎｉ１１重量％を含有しかつ金属組織が塊状黒鉛＋
１５％の残沼セメンタイト十オーステナイト基地からな
り、硬さＨｖが３８０のＣｒ−Ｎｉ合金化鋳鉄層が形成
された。その状態の概要を第６図に示す。第６図におい
て３が合金化鋳鉄層を示す。またこの合金化鋳鉄層の金
属組織写真を第８図に示す。

なお上述の熱処理後には仕上げ加工を施した。

その仕上げ加工後のバルブシート部付近の概要を第７図
に示す。なお仕上げ加工後の合金化鋳鉄層３の深さは０
．８＃である。

［比較例］ 実施例３におりるＣｒ−６０％Ｎｉ混合粉末の代りに、
１１１ｉｃｒ粉末（１５０〜３５０メツシユ）ヲ用イた
点および熱処理条件を１０００’Ｃｘ　３分間とした点
以外は、実施例３と同じ方法、条件にて鋳鉄製シリンダ
ヘッドのバルブシート部に合金化・チル処理および熱処
理を行なった。

その結果、バルブシート部に、Ｏｒを１゜５重量％含有
しかつ金属組織が塊状黒鉛＋８％の残留セ゛メンタイト
士パーライト基地からなる、硬さＨｖ３６０のＯｒ合金
化鋳鉄層が形成された。なお仕上げ加工後のＯｒ合金化
鋳鉄層の深さは０．８＃７１である。

以上のような実施例３ｃｆ５よび比較例により得られた
各シリンダヘッドを用いて、実機エンジンによるバルブ
シート面およびバルブフェース面の耐久試験を次のよう
に行なった。

相手バルブとしては、インテークバルブではＪＩＳＳ聞
３、エキゾーストバルブではＪＩＳ　Ｓ聞３６を用い、
４２００　ｒｐｍ全負荷×３００時間で耐久試験を実施
した。耐久試験後、分解してバルブシート面およびバル
ブフェース面の摩耗量を調べた。各シリンダヘッドの各
摩耗量を第３表に示す。なおいずれもインテーク、エキ
ゾーストで差はなかった。

第　　　３　　　表 第３表に示すようなこの発明の実施例３により得られた
シリンダヘッドにおけるバルブシート面の摩耗量は、比
較例と同様に、従来の一般的な焼結合金バルブシートイ
ンサート材を用いた場合とほぼ同等であり、したがって
この発明によるシリンダヘッドのバルブシート面は、焼
結合金バルブシートインサート材と同程度の優れた耐摩
耗性を示すことが明らかである。なお相手バルブフェー
ス面の摩耗量も第３表に示すように特に大きくないこと
が判る。

ざらに上記の実施例３および比較例によるシリンダヘッ
ドにおけや不良品率について調査した結果を述べる。

比較例のシリンダヘッド作成時には、ＴＩＧアークによ
る合金化処理時において、凝＠直後にチル形成するため
の凝固収縮によって合金層にまれにビード割れが発生す
ることがあり、その確率は２％であった。４気筒で各気
筒２バルブのシリンダヘッドを作成する場合、１台当ら
８ケ所処理する必要があるが、１台８ケ所のうち１ケ所
でもビード割れが生じればそのヘッドは不良となるから
、トータルとしての不良率は概ね１６％となる。

これに対しこの発明の実施例３によるシリンダヘッド作
成時には、ＴＩＧアークによる合金化処理時における合
金層のビード割れがほとんど発生せず、ビード割れによ
る不良率はほぼ０％であった。これは、Ｎｉを同時に合
金化することによってチル化が少なくなり、そのため合
金化処理時の凝固収縮が少なくなったためである。

［実施例４コ 実施例３における０ｒ−６０％Ｎｉ混合粉の代りに、Ｃ
ｒ−６０％Ｃｏ混合粉末（１５０〜３５０メツシユ）を
用いて、実施例３と同じ方法、条件にて鋳鉄製シリンダ
ヘッドのバルブシート部に合金化・チル処理を行なった
。この処理によってバルブシート部に、Ｃｒ５．１小母
％、Ｇ　Ｏ１０，７重量％を含有しかつ金属組織が塊状
黒鉛＋１２％の残留セメンタイト十オーステナイ１〜基
地からなり、硬さＨｖが３６０のＣｒ−Ｃｏ合金化鋳鉄
層が深さ１．５ｍにわたって形成された。この実施例４
によるシリンダヘッド作成時においても、合金化処理に
よるビードの割れはほとんど発生しないことが確認され
た。

その理由は、実施例３について既に述べたところと同じ
である。

発明の効果 この発明の鋳鉄製内燃機関用シリンダヘッドにおけるバ
ルブシート面は、所定の合金化鋳鉄層を形成したことに
よって、耐摩耗性に優れると゛同時に相手バルブフェー
ス面に対する攻撃性が少ないばかりでなく、ビード割れ
による不良品発生率が少ないとともに耐高温酸化性、耐
高温腐食性が著しく優れるなど、種々の優れた性能を有
する。またこの発明のシリンダヘッドは、本体部分は普
通鋳鉄などの鋳造性、加工性に優れた鋳鉄を用いること
ができるため、鋳造性や加工性を損わずがっロス１〜的
にも特に不利とはならない。ざらにこの発明のシリンダ
ヘッドは、バルブシート面に従来の一般的な焼結合金イ
ンサート材を用いた場合と異なり、バルブシート面の合
金化鋳鉄層が本体部分と一体に連続しているため、その
間で熱障壁が生じることなく、バルブシート付近におけ
る冷却性が改善され、従来よりも内燃機関の高出力化が
可能となり、ざらにインサート材を用いた場合よりも製
造工程が簡略化されてコスト低減をもたらすことができ
る。

そしてまたこの発明のシリンダヘッド製造方法によれば
、前述のように優れたバルブシート面性能を有する鋳鉄
製シリンダヘッドを実質的に低コストで製造することが
でき、特に合金化処理後の熱処理時間を短縮できるため
、生産性を高めることができる。

【図面の簡単な説明】 第１図は実施例１における摩耗試験結果を示すグラフ、
第２図は実施例１にあける酸化試験結果を示すグラフ、
第３図は実施例２における摩耗試験結果を示すグラフ、
第４図は実施例２における酸化試験結果を示すグラフ、
第５図は実施例３におけるシリンダヘッド粗形材のバル
ブシート部付近を示す略解的な縦断面図、第６図は第５
図のシリンダヘッド粗形材のバルブシート部に合金化鋳
鉄層を形成した状態を示す略解的な縦断面図、第７図は
最終的に仕上げ加工を行なったバルブシート部付近を示
す略解的な縦断面図、第８図は実施例３により得られた
シリンダヘッドの合金化鋳鉄層の金属断面組織写真であ
る。 １・・・シリンダヘッド粗形材、　２・・・バルブシー
ト部、　３・・・合金化鋳鉄層。 第１図 第２図　　　　′。 第５因 第６図 第７図 寸　　ｎ　〜　−０

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）本体が鋳鉄からなり、かつバルブシート部に相当
   する部位の表面に、Ｆｅよりも炭化物形成傾向が高い金
   属元素の１種または２種以上が合計で０．１〜１０重量
   ％含有されかつＮｉもしくはＣｏの一方または双方が合
   計で０．１〜１５重量％含有された合金化鋳鉄層が０．
   ２ｍｍ以上の深さにわたって形成されており、しかもそ
   の合金化鋳鉄層は、基地をオーステナイトおよび／また
   はパーライトとするとともに２〜１５％の残留セメンタ
   イトが存在しかつ塊状黒鉛が晶出した組織からなる硬さ
   Ｈｖ２５０〜４００の層とされていることを特徴とする
   鋳鉄製内燃機関用シリンダヘッド。
2. （２）鋳鉄を原料としてシリンダヘッド本体を鋳造した
   後、そのシリンダヘッド本体のバルブシート部に相当す
   る部位の表面に、Ｆｅよりも炭化物形成傾向が高い金属
   元素の１種または２種以上とＮｉ、Ｃｏの一方または双
   方もしくはそれらの合金を配置し、その上から高密度エ
   ネルギを照射して急速溶融−急速再凝固させることによ
   り、Ｆｅより炭化物形成傾向が高い前記金属元素の１種
   または２種以上の合計濃度が０．１〜１０重量％、Ｎｉ
   、Ｃｏの一方または双方の合計濃度が０．１〜１５重量
   ％となるように合金化されかつチル化された合金層を形
   成し、次いでそのチル化合金層をＡ＿１変態点以上固相
   線温度未満の温度域に加熱した後冷却する熱処理を施し
   て、基地をオーステナイトおよび／またはパーライトと
   するとともに２〜１５％の残留セメンタイトが存在しか
   つ塊状黒鉛が晶出した組織からなる硬さＨｖ２５０〜４
   ００の合金化鋳鉄層を０．２ｍｍ以上の深さにわたつて
   形成することを特徴とする鋳鉄製内燃機関用シリンダヘ
   ッドの製造方法。